(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０.２５〜０.６５％、Ｓi：０.０２〜２.０％、Ｍｎ：０.７〜３.０％、Ｐ：０.０３％以下（但し０％を含まない）、Ｓ：０.００５〜０.１％、Ｃｒ：１％以下（但し０％を含まない）、Ａｌ：０.００５〜０.１％、Ｎ：０.０２％以下（但し０％を含まない）、Ｖ：０.０３〜０.５％を各々含み、固溶[Ｖ]＝[Ｖ]−３.６[Ｎ]（[Ｖ]はＶ含有量、[Ｎ]はＮ含有量）で計算される固溶Ｖを０.０１％以上含む一方で、固溶Ｎを０.００１％以下（０％を含む）に規制し、残部は鉄および不可避不純物からなるとともに、鋼組織が、フェライト粒とパーライト粒との平均面積比（フェライト粒平均面積／パーライト粒平均面積）が０.０５以上、０.５以下であるとともに、フェライト−パーライトの合計の面積率が全組織に対して９０％以上である、フェライト粒とパーライト粒との混相からなることを特徴とする摩擦圧接に適した機械構造用鋼材。
【請求項２】
前記機械構造用鋼が、更に他の元素として、Ｔｉ：０.２％以下（但し０％を含まない）、Ｎｂ：０.２％以下（但し０％を含まない）、Ｂ：０.０１％以下（但し０％を含まない）、Ｍｏ：１％以下（但し０％を含まない）、Ｃｕ：１％以下（但し０％を含まない）、Ｎi：１％以下（但し０％を含まない）の内の１種または２種以上を含む請求項１に記載の摩擦圧接に適した機械構造用鋼。
【請求項３】
前記機械構造用鋼が、更に他の元素として、Ｃa：０.０２％以下（但し０％を含まない）、ＲＥＭ：０.０２％以下（但し０％を含まない）、Ｌｉ：０.００５％以下（但し０％を含まない）、Ｍｇ：０.００５％以下（但し０％を含まない）のいずれか１種または２種以上を含む請求項１または２に記載の摩擦圧接に適した機械構造用鋼。
【請求項４】
請求項１乃至３のいずれかに記載の機械構造用鋼が、鍛造あるいは切削により所望の形状に成形された後に、摩擦圧接によって同じ機械構造用鋼材同士あるいは他の鋼材と接合された複合鋼材とされた衝撃特性、曲げ疲労特性に優れた摩擦圧接部品。
【請求項５】
前記摩擦圧接部品が、前記摩擦圧接によって接合された接合部界面から１ｍｍまでの深さの範囲において、フェライト粒の平均粒径が５μｍ以下である請求項４に記載の衝撃特性、曲げ疲労特性に優れた摩擦圧接部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、摩擦圧接される用途に適した機械構造用の鋼材および衝撃特性、曲げ疲労特性に優れた摩擦圧接部品に関する。
【背景技術】
【０００２】
例えば、自動車のエンジン、変速機、差動機などに用いられるピストンピンなどのエンジン部品、歯車、シャフト、コンロッドなどの鋼製の機械構造部品は、近年、省エネルギー化による車体重量の軽量化に伴い、小型化が追求されている。そして、自動車などのエンジンの高出力化に伴い、前記小型化との相乗作用で、これら機械構造部品への負荷は増大しつつある。このため、これらの機械構造部品には、基本的な要求特性である強度、靭性に加えて、衝撃特性、曲げ疲労特性、面圧疲労特性といった各種特性の向上がより求められている。
【０００３】
通常、これら機械構造部品の素材である鋼材には、加工性に優れた鋼材（肌焼き鋼、フェライトとパーライトとの混合組織）が用いられる。この鋼材は、通常、熱間圧延や熱間鍛造による棒材や線材などへの加工後に、必要により、冷間鍛造などの冷間加工が施された上で、機械構造部品形状に精密な切削・仕上げ加工が行われている。
【０００４】
ここで、上記のように負荷増大に対応した機械構造部品の素材として、素材である機械構造用鋼材の強度、靭性を高くすると、前記精密な切削加工が著しく困難となる。したがって、前記高強度、高靭性な部品特性と被削性とを兼備した鋼材が求められるが、強度と被削性とは相反する関係にあり、単一の機械構造用鋼材で、強度と被削性とを両立させることは著しく困難である。
【０００５】
このため、前記高強度、高靭性な部品特性と被削性を両立させる方策の一つとして、強度、靭性などの前記部品特性が必要な部分に用いる鋼材と、被削性が必要な部分に用いる鋼材とをそれぞれ別個に準備し、これら特性が各々異なる両鋼材を互いに接合することによって、複合鋼材あるいは複合鋼部品とし、前記部品特性と被削性を両方達成する方法がある。
【０００６】
このような複合鋼材を作成するための、互いの鋼材間あるいは鋼部材間の接合方法としては、大きく分けて溶融接合法と固相接合法に分類される。このうち溶融接合では、互いの鋼材の接合部分が融点以上の高温状態となるため、接合部位で結晶粒の粗大化、気泡の発生など接合欠陥が発生しやすい。また、熱影響部が大きくなり、母材と熱影響部の界面で割れが発生しやすい問題も生じる。
【０００７】
一方、固相接合は、互いの鋼材の接合面が固相面同士の溶接方法のことであり、溶加材を用いることなく、母材の融点以下の温度で接合することができる。代表的な固相接合法としては摩擦圧接法がある。この摩擦圧接法は、２つの鋼材同士（鋼部材同士）を加圧・回転させながら、接触面（当接面）に摩擦熱を発生させることで、互いの鋼材の接合部分（以下、接合部とも言う）を加熱、軟化した後、この接合部に対するアップセット力（圧接力）を作用させて接合（溶着）する方法である。
【０００８】
このような摩擦圧接法では、半溶融状態に加熱された部分がアップセット力の作用でバリとして接合面から排出されるため、清浄面同士が融点以下の温度で接合されることになる。このため、前記溶融接合法と比較して、接合部位で結晶粒の粗大化、気泡の発生、熱影響部の界面による割れなどが発生しにくい特徴がある。
【０００９】
このような鋼材同士の摩擦圧接方法自体は従来から公知であって、例えば、特許文献１などで、この摩擦圧接方法の改良技術が提案されている。即ち、特許文献１では、摩擦圧接方法における、投入エネルギーおよび素材の無駄遣いを抑え、製品の寸法精度、接合強度、機械的性質のばらつきを抑えることが可能であることが開示されている。ただし、この特許文献１には、摩擦圧接方法に適した、素材鋼材に関する記述はない。
【００１０】
一方、このような特徴を有する摩擦圧接法を鋼材同士の接合に適用した場合には、摩擦熱により熱影響を受ける部分（ＨＡＺ部）の強度低下や、逆に接合部分の強度増加が問題となる。この接合部分では、摩擦熱による加熱後、周りの母材によって急速に冷却されるため、マルテンサイト相となりやすく、強度が増加しやすいからである。そして、このような熱影響部の強度低下や接合部分の強度増加が大きいと、母材、前記熱影響部、前記接合部分の、摩擦圧接された複合鋼材（複合鋼部品）の部位による強度変動が大きく、疲労強度、衝撃強度などの部品特性を低下させることとなる。
【００１１】
このような課題に対して、前記熱影響部の強度低下だけ、あるいは前記接合部分の強度増加だけなど、個別の問題への対応でしかないが、従来から摩擦圧接用の素材鋼材側を改良した技術が種々提案されている。
【００１２】
例えば、特許文献２には、前記熱影響部の強度低下を抑制した、摩擦圧接用の高強度電縫鋼管の製造方法が提案されている。この特許文献２では、Ｃ：０.０８〜０.２３％、Ｓi：０.５ ％以下、Ｍｎ：１.８ ％以下、Ｎｂ：０.０１〜０.１ ％、Ｍｏ：０.０５〜０.６０％を含有する鋼を、熱間圧延後、摩擦圧接時に析出するＭｏ、Ｎｂの炭窒化物を固溶状態に保つため、熱延鋼板の巻取り温度を４５０ ℃未満とする。そして、これら固溶状態としたＮｂ、Ｍｏを摩擦圧接の際に、炭窒化物として析出させ、析出強化によって熱影響部の軟化を抑制している。
【００１３】
しかし、前記した析出強化は、単に熱影響部だけでなく、通常は互いの鋼材の接合部分にまで及ぶ。この接合部分は、摩擦熱による加熱後、周りの母材によって急速に冷却されるため、マルテンサイト相となりやすく、元々強度が増加しやすい。そこへ、この析出強化も加わった場合は、前記マルテンサイト相化との相乗硬化によって、逆に接合部分の強度は顕著に増加してしまう。
【００１４】
このような接合部分の強度増加は、前記した衝撃、曲げ疲労、面圧疲労といった負荷が増大した機械構造部品では、使用中の接合部分の脆化を著しく促進させ、割れを発生しやすくする。このため、機械構造部品あるいは機械構造用鋼材としての信頼性を低下させる。
【００１５】
特許文献３には、このような摩擦圧接による接合部分の強度増加を、素材である高炭素熱延鋼材側で抑制する技術が開示されている。この特許文献３では、微量の固溶Ｎｂを含有させることによって、摩擦圧接の高圧力下での急速加熱における、高炭素鋼材のオーステナイト結晶粒の粗大化を防止し、接合部分の硬さ増加と脆化を抑制している。この場合、固溶Ｎｂは、摩擦圧接後に、ＮｂＣとして析出して結晶粒の粗大化防止に寄与している。
【００１６】
このような固溶Ｎｂの利用は、予め焼入れ焼き戻しした鋼材同士を摩擦接合させた時の結晶粒の粗大化によるマルテンサイト変態を抑制する技術である。したがって、本技術では、硬さの変動による部品強度の劣化は抑制できるものの、組織は母材と同程度の結晶粒度であり、接合面の改善には十分でない。即ち、圧縮・引張といった単軸の負荷に対しては性能を発揮するものの、曲げのような多軸の負荷に対しては、摩擦圧接技術の性質上、接合面に沿って破壊が進行しやすい。このため、母材の数分の一まで曲げが入るような、特に衝撃負荷下において、顕著に劣化する問題が生じる。
【００１７】
因みに、この他の技術として、特許文献４では、Ｃが０．１％以上の中高炭素鋼材について、摩擦圧接による接合部分（接合界面）に生じる硬化層（酸化物）をバリとして排出して、接合部分の曲げ延性を確保するために、素材鋼の組織を制御している。即ち、素材鋼の組織をフェライトとパーライトとを合わせた面積率を４０％未満とした、ベイナイト組織またはベイナイトとマルテンサイトとの混合組織として、摩擦圧接時の加熱による軟化を遅らせて、前記硬化層をバリとして排出しやすくし、接合部分の曲げ延性を確保している。
【００１８】
ただ、この特許文献５のようなベイナイト組織またはベイナイトとマルテンサイトとの混合組織化は、加工性に優れたフェライトとパーライトとの混合組織鋼材には、全く適用できない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１９】
【特許文献１】特開平１１−４７９５８号公報
【特許文献２】特開平４−１１６１２３号公報
【特許文献３】特開２００２−２９４４０４号公報
【特許文献４】特開２００３−１８３７６８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００２０】
前記した通り、通常の機械構造部品用の素材である鋼材において、摩擦接合ままで熱影響部の強度低下や接合部分の強度増加を、合わせて（同時に）抑制して、母材、前記熱影響部、前記接合部分の各強度変動を最小限に抑え、複合鋼材の疲労強度、衝撃強度などの部品特性を低下させない（向上させる）技術は、未だ提案されていない。
【００２１】
前記自動車などのエンジン部品用などの機械構造部品では、前記した通り、小型化、高出力化に伴う部品への負荷の増大に対応して、疲労強度、衝撃強度の向上が求められている。したがって、摩擦圧接法による複合鋼材（複合鋼部品）にも、このような用途に適用するためは、当然これらの特性向上が求められる。
【００２２】
この点、前記熱影響部、前記接合部分の各強度変動を最小限に抑えるだけでなく、摩擦接合によって、接合部の靭性を向上させない限りは、疲労強度、衝撃強度を向上させることができず、摩擦圧接法による複合鋼材（複合鋼部品）は、前記自動車などのエンジン部品としては信頼性に欠け使用できない。
【００２３】
本発明はかかる問題に鑑みなされたもので、摩擦接合ままで、疲労強度、衝撃強度などの部品特性を向上させることができる、摩擦圧接に適した機械構造用鋼材および摩擦圧接部品を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００２４】
上記目的を達成するための、本発明の摩擦圧接に適した機械構造用鋼材の要旨は、質量％で、Ｃ：０.２５〜０.６５％、Ｓi：０.０２〜２.０％、Ｍｎ：０.７〜３.０％、Ｐ：０.０３％以下（但し０％を含まない）、Ｓ：０.００５〜０.１％、Ｃｒ：１％以下（但し０％を含まない）、Ａｌ：０.００５〜０.１％、Ｎ：０.０２％以下（但し０％を含まない）、Ｖ：０.０３〜０.５％を各々含み、固溶[Ｖ]＝[Ｖ]−３.６[Ｎ]（[Ｖ]はＶ含有量、[Ｎ]はＮ含有量）で計算される固溶Ｖが０.０１％以上である一方で、固溶Ｎが０.００１％以下（０％を含む）であり、残部は鉄および不可避不純物からなると共に、鋼組織が、フェライト粒とパーライト粒との平均面積比（フェライト粒平均面積／パーライト粒平均面積）が０.０５以上、０.５以下であるとともに、フェライト−パーライトの合計の面積率が全組織に対して９０％以上である、フェライト粒とパーライト粒との混相からなることである。
【００２５】
また、上記目的を達成するための、本発明の衝撃特性、曲げ疲労特性に優れた摩擦圧接部品の要旨は、前記した要旨の、あるいは後述する好ましい態様の機械構造用鋼材が、常温を含む温度域での鍛造あるいは切削により、所望の形状に成形された後に、摩擦圧接によって同じ機械構造用鋼材同士あるいは他の鋼材と接合された複合鋼材とされることである。
【発明の効果】
【００２６】
本発明の冷間および熱間加工用鋼材は、先ず、Ｖ添加を必須として、固溶Ｖを含んだ上で、組織を面積比を規定したフェライト粒とパーライト粒との混相としている。この組み合わせによって、摩擦接合時の接合面近傍の組織をフェライト−パーライト組織のままで微細化することができ、摩擦接合品の疲労強度を向上させることができ、且つ衝撃強度の劣化を抑制することができる。
【００２７】
通常、摩擦圧接した鋼材の接合部は、急速加熱と冷却によって結晶粒の粗大化とマルテンサイト変態による硬さの急激な増加が生じる。そのため、接合部および接合部近傍が脆化し、疲労強度、衝撃強度などの部品特性が満足できなくなる。
【００２８】
このため、従来技術では、固溶Ｎｂの活用によって結晶粒の粗大化を抑制しているが、通常のフェライト−パーライト組織鋼を使用すると、部品強度を確保することができないため、予め焼入れ焼き戻しした鋼材を使用する必要がある。そのため、鋼材自体の硬さが高くなっており、被削性が劣化する問題がある。また、摩擦接合後の接合部は、母材と結晶粒度が近いことが特徴であり、摩擦接合の弱点である靭性の劣化を十分に改善させることができない。
【００２９】
これに対して、本発明の技術では、摩擦接合部が、接合前と比較して、微細化するという特徴がある。このような摩擦接合部の結晶粒の微細化は、靭性の向上に有効であり、摩擦接合による衝撃強度の劣化を、結晶粒微細化による靭性の向上効果によって、抑制することが可能である。
【００３０】
本発明では、摩擦圧接によって圧接部およびその近傍には強い塑性変形が付与される。一般的な鋼材では、フェライト、パーライト共に同じように塑性変形が付与されるため摩擦圧接後は、容易に結晶粒が粗大化する。ここで、フェライトとパーライト粒にサイズの差を持たせておく（パーライトに比べてフェライトを十分小さくしておく）と、比較的小さいフェライト粒は塑性変形、比較的大きいパーライト粒は分断される現象が生じる。
【００３１】
通常、パーライト粒は、温度上昇によってオーステナイト化し、凝集してオーステナイト粒の粗大化につながるが、微細で、且つ、塑性変形しているフェライト粒に阻害され、粗大化が容易に生じることがない。分断しているオーステナイトは冷却中にマルテンサイト変態しにくくなるため、結果として、接合部および接合部近傍は微細フェライト−パーライト組織となり、硬さをあまり増加させること無く、結晶粒の微細化が達成させる。
【００３２】
これには固溶Ｖも重要な役割を果たしており、摩擦圧接時に析出するＶＣが、上記オーステナイトの粗大化抑制に有効に作用しているものと推察している。摩擦接合によって上記のように接合部および接合部近傍を微細化した鋼材は、摩擦接合ままの部品であっても、衝撃特性の低下を抑制した部品とすることができる。
【００３３】
このような効果を有するＶＣを、摩擦圧接時に析出させるためには、摩擦圧接前には、鋼材中のＶを予め固溶状態で存在させておく必要がある。摩擦圧接前に予めＶＣとなっている場合には、この予め存在するＶＣはオーステナイトの粗大化抑制には有効に作用しない。また、固溶Ｖも不足している（少ない）ために、摩擦圧接時に析出するＶＣも不足して、オーステナイトの粗大化抑制効果が不足する。
【図面の簡単な説明】
【００３４】
【図１】本発明鋼材の組織を示す図面代用写真であり、図１（ａ）が接合前の鋼材で、図１（ｂ）が摩擦圧接後の鋼材である。
【図２】従来の機械構造用鋼材の組織を示す図面代用写真であり、図２（ａ）が接合前の鋼材で、図２（ｂ）が摩擦圧接後の鋼材である。
【発明を実施するための形態】
【００３５】
鋼材組成：
まず、本発明鋼材の化学成分組成の限定理由について説明する。本発明機械構造用の鋼材（肌焼き鋼）の化学成分組成は、前記した自動車のエンジン部品などの機械構造部品に要求される強度や靭性特性、これに加えた衝撃特性、曲げ疲労特性、面圧疲労特性などの特性向上のためや、これらの特性向上のための前記本発明組織とするための前提条件となる。
【００３６】
このため、本発明鋼材は、質量％で、Ｃ：０.２５〜０.６５％、Ｓi：０.０２〜２.０％、Ｍｎ：０.７〜３.０％、Ｐ：０.０３％以下（但し０％を含まない）、Ｓ：０.００５〜０.１％、Ｃｒ：１％以下（但し０％を含まない）、Ａｌ：０.００５〜０.１％、Ｎ：０.０２％以下（但し０％を含まない）、Ｖ：０.０３〜０.５％を各々含み、固溶[Ｖ]＝[Ｖ]−３.６[Ｎ]（[Ｖ]はＶ含有量、[Ｎ]はＮ含有量）で計算される固溶Ｖが０.０１％以上であり、固溶Ｎが０.００１％以下（０％を含む）であり、残部は鉄および不可避不純物からなる化学成分組成とする。なお、以下の元素含有量の単位は全て質量％だが、単に％と表記する場合もある。
【００３７】
ここで、本発明鋼材は、種々の特性を向上させるために、前記特定の化学成分組成に加えて、選択的な添加元素として、更に、Ｔｉ：０.２％以下（但し０％を含まない）、Ｎｂ：０.２％以下（但し０％を含まない）、Ｂ：０.０１％以下（但し０％を含まない）、Ｍｏ：１％以下（但し０％を含まない）、Ｃｕ：１％以下（但し０％を含まない）、Ｎi：１％以下（但し０％を含まない）の内の１種または２種以上を含有しても良い。また、更に、Ｃa：０.０２％以下（但し０％を含まない）、ＲＥＭ：０.０２％以下（但し０％を含まない）、Ｌｉ：０.００５％以下（但し０％を含まない）、Ｍｇ：０.００５％以下（但し０％を含まない）のいずれか１種または２種以上を含有しても良い。
【００３８】
これら以外のその他の元素は、基本的には不純物であり、通常の、この種機械構造用の鋼材（肌焼き鋼）の不純物含有量 (許容量) レベルとする。
【００３９】
以下に、各主要元素の含有量と、その限定理由（意義）について説明する。
【００４０】
Ｃ：０．２５〜０．６５％
Ｃは、機械構造用部品としての必要強度を確保するための基本元素である。Ｃ含有量が少なすぎると、本発明が対象とする機械構造用部品に要求される強度を確保できない。しかし、Ｃを過剰に含有させると、延性を劣化させ、また鋼材が脆化し、衝撃特性が劣化する。このため、Ｃ含有量は０．２５〜０．６５％の範囲とし、下限値は好ましくは０．２８％、より好ましくは０．３０％とする。また、上限値は好ましくは０．６２％、より好ましくは０．６０％とする。
【００４１】
Ｓi：０．０２〜２.０％
Ｓiは溶製中の鋼の脱酸作用に寄与する。また、固溶強化により母材強度を高める作用を有する。Ｓi含有量が少なすぎると、脱酸が不十分となり、溶製時にガス欠陥が発生しやすくなる。また、本発明が対象とする機械構造用部品に要求される強度も確保できない。しかし、Ｓiを過剰に含有させると、変形抵抗の増大や変形能の低下を生じさせる。この傾向はＳi含有量が２％を超えると顕著に見られはじめる。このため、Ｓi含有量は０．０２〜２.０％の範囲とし、下限値は好ましくは０．０５％、より好ましくは０．０８％とする。また、上限値は好ましくは１．５％、より好ましくは１％とする。
【００４２】
Ｍｎ：０．７〜３.０％
Ｍｎは、溶製中の鋼の脱酸、脱硫元素として有効であり、また、鋼材への熱間加工時の加工性の劣化を抑制する効果を有する。更に、Ｓと結合することで鋼材の変形能を向上させることにも有効である。Ｍｎ含有量が少なすぎるとこれらの効果が得られず、変形能が劣化し、割れが生じやすくなる。一方で、Ｍｎを過剰に含有させると、固溶強化による変形抵抗の増加と変形能の低下をもたらす。また、Ｐの粒界への偏析を助長し、粒界強度の低下、疲労強度の低下を生じさせる。このため、Ｍｎ含有量は０．７〜３.０％の範囲とし、下限値は好ましくは０．７５％、より好ましくは０．８％とする。また、上限値は好ましくは２．５％、より好ましくは２．０％とする。
【００４３】
Ｐ：０．０３％以下（但し０％を含まない）
Ｐは不可避的に混入し、不純物として含有する元素であり、フェライト粒界に偏析し、変形能を劣化させる。また、Ｐはフェライトを固溶強化させ、変形抵抗を増大させる。したがって、変形能の観点からＰは極力低減することが望ましいが、極端な低減は製鋼コストの増加を招く。したがって、Ｐ含有量は０．０３％以下の低いほど良いが、０％とすることは製造上困難であるので、０．０３％以下（但し０％を含まない）と規定する。上限値は好ましくは０．０２５％、より好ましくは０．０２％とする。
【００４４】
Ｓ：０．００５〜０．１％
Ｓも不可避的に混入し、不純物として含有する元素であり、Ｆｅと結合すると、ＦｅＳとして粒界上に膜状に析出するため、変形能を劣化させる。したがって、Ｓは全量をＭｎと結合させ、ＭｎＳとして無害に析出させる必要がある。ただし、このＭｎＳの析出量が増えると、やはり変形能が劣化する。一方で、Ｓは被削性向上効果があり、Ｓ含有量を極端に低減すると被削性を劣化させる。したがって、Ｓ含有量は変形能と被削性のバランスを考慮して０．００５〜０．１％の範囲とし、下限値は好ましくは０．０１０％、より好ましくは０．０１５％とし、上限値は好ましくは０．０９％、より好ましくは０．０８％とする。
【００４５】
Ｃｒ：１％以下（但し０％を含まない）
Ｃｒは、摩擦圧接部品の強度を確保し、接合部の靭性を高めるのに有効な元素である。ただし、Ｃｒ含有量が過剰になると、旧オーステナイト粒界に炭化物として偏析するため、疲労強度、衝撃強度低下の原因となる。したがって、Ｃｒ含有量は１％以下（但し０％を含まない）とし、下限値は好ましくは０．０５％、より好ましくは０．１０％とし、上限値は好ましくは０．８％、より好ましくは０．６％とする。
【００４６】
Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ａｌは溶製中の鋼の脱酸元素として有効である。Ａｌ含有量が少なすぎると、溶製中の脱酸が不十分となり、ガス欠陥が生じやすくなるので、割れが生じやすくなる。一方、Ａｌ含有量が過剰になっても、酸化アルミ系の酸化物などの非金属介在物が生成し、被削性を劣化させる。したがって、Ａｌ含有量は０．００５〜０．１％の範囲とし、下限値は好ましくは０．００８％、より好ましくは０．０１％とし、上限値は好ましくは０．０８％、より好ましくは０．０６％とする。
【００４７】
Ｎ：０．０２％以下（但し０％を含まない）
Ｎは、Ａｌ、Ｖなどの窒化物形成元素と窒化物を形成し、組織微細化、整粒化に寄与するが、固溶状態で存在すると、熱間延性の劣化、動的ひずみ時効による変形能の低下を招くため、全量をＶと結合させて、固溶Ｎを無くし、ＶＮとして析出させておく必要がある。したがって、Ｎ含有量は０．０２％以下（但し０％を含まない）の範囲とし、上限値は好ましくは０．０１５％、より好ましくは０．０１２％とする。
【００４８】
固溶Ｎ：０．００１％以下（但し０％を含む）
Ｎが固溶状態で存在すると、熱間延性の劣化、動的ひずみ時効による衝撃特性の低下を招くため、予め窒化物形成元素（例えば、Ａｌ、Ｖなど）と結合させて、窒化物として析出させ、固溶Ｎをできるだけ少なくしておく必要がある。ただし、固溶Ｎが０．００１％以下であれば、そのような悪影響を抑制できるため、許容される上限量を０．００１％とした。この上限量は、好ましくは０．０００８％以下、より好ましくは０．０００５％以下である。
【００４９】
Ｖ：０．０３〜０．５％
Ｖは、炭化物、窒化物を形成して、特にＮを固定し、固溶Ｎによる変形能の劣化を防止し、オーステナイト粒の微細化、整粒化に寄与する。また、本発明においては、固溶Ｖが残存できるだけのＶを含有させる必要がある。この固溶Ｖは、前記した通り、摩擦圧接中にＶＣを形成する。このＶＣはオーステナイト粒を微細化、整粒化させ、摩擦接合部の硬さ増加の抑制に寄与する。Ｖ含有量が少なすぎると、十分な量の固溶Ｖを摩擦圧接時に作用させることができない。一方、Ｖ含有量が多すぎると、ＶＣが多量に生成するため、ＶＣの析出強化によって接合部の硬さが高くなりすぎ、部品特性が劣化する。したがって、Ｖ含有量は０．０３〜０．５％の範囲とし、下限値は好ましくは０．０４％、より好ましくは０．０５％とし、上限値は好ましくは０．４５％、より好ましくは０．４０％とする。
【００５０】
固溶Ｖ：０．０１％以上
本発明では、摩擦圧接の接合部および接合部近傍を微細フェライト−パーライト組織とし、硬さをあまり増加させること無く、結晶粒の微細化を達成させるために重要な役割を果たす、固溶Ｖ量を確保する。このＶＣによる接合部の組織微細化による靭性改善効果を最大に発揮させるためには、０．０１％以上の固溶Ｖが必要である。固溶Ｖが摩擦圧接時にＶＣとして析出し、これがオーステナイトの粗大化抑制に有効に作用しているものと推察される。摩擦接合によって上記のように接合部および接合部近傍を微細化した鋼材は、摩擦接合ままの部品であっても、衝撃特性の低下を抑制した部品とすることができる。
【００５１】
このような効果を有するＶＣを、摩擦圧接時に析出させるためには、摩擦圧接前には、鋼材中のＶを予め固溶状態で存在させておく必要がある。添加されたＶが、摩擦圧接前に鋼材中で予めＶＣとなっている場合、この予め存在するＶＣは、摩擦圧接時には、オーステナイトの粗大化抑制には有効に作用しない。また、固溶Ｖも不足している（少ない）ために、摩擦圧接時に析出するＶＣも不足して、オーステナイトの粗大化抑制効果が不足する。すなわち、Ｖが添加されていても、摩擦圧接前に予め必要量固溶されていない鋼材では、上記のような効果を十分に発揮させることができない。
【００５２】
ＶがＮを全量固定するためには、ＶとＮは、０．０１≦［Ｖ］−３．６［Ｎ］の関係式を満足する必要がある。また、摩擦圧接時にＶとＣとを結合させ、このＶＣによる接合部の組織微細化による靭性改善効果を最大に発揮させるためには、０．０１％以上の固溶Ｖが必要である。固溶Ｖが０．０１％未満となると、摩擦圧接時の靭性の劣化を十分に抑制することができない。なお、固溶Ｖの上限は、鋼中に含有するＶが全て固溶している状態を指す。固溶Ｖは、固溶［Ｖ］＝［Ｖ］−３．６［Ｎ］で計算される（ここで［Ｖ］はＶ含有量、［Ｎ］はＮ含有量である）。固溶Ｖの下限値は好ましくは０．０１５％、より好ましくは０．０２％とする。
【００５３】
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉの１種又は２種以上
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉは、前記特許文献５でも同効元素として記載している通り、いずれも、靱性を損なうことなく、素材としての鋼材や摩擦圧接後の複合鋼材の強度を向上させるのに有効である。
【００５４】
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ：
このうちでも、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂは、いずれも炭化物などを形成し、摩擦圧接後の熱影響部における強度低下を抑制し、実質的に強度を向上させることができる。そこで、必要に応じて、Ｔｉ：０．２％以下（但し０％を含まない）、Ｎｂ：０．２％以下（但し０％を含まない）、Ｂ：０．０１％以下（但し０％を含まない）の１種又は２種以上を添加する。
【００５５】
選択的に添加する場合のＴｉ含有量の下限は０．００５％以上とすることが好ましく、０．０１％以上とすることがより好ましく、０．０１５％以上とすることが更に好ましい。一方、Ｔｉ含有量が多すぎるとＴｉＣが多量に生成するため、逆に強度が低下する。したがって、Ｔｉ含有量の上限は０．１５％以下とすることが好ましく、０．１％以下とすることがより好ましい。
【００５６】
選択的に添加する場合のＮｂ含有量の下限は０．００５％以上とすることが好ましく、０．０１％以上とすることがより好ましく、０．０１５％以上とすることが更に好ましい。一方、Ｎｂ含有量が多すぎるとＮｂＣが多量に生成するため、逆に強度が低下する。したがって、Ｎｂ含有量の上限は０．１５％以下とすることが好ましく、０．１％以下とすることがより好ましい。
【００５７】
選択的に添加する場合のＢ含有量の下限は０．０００５％以上とすることが好ましく、０．００１０％以上とすることがより好ましい。一方、Ｂ含有量が多すぎると焼入れ性が向上し、マルテンサイトが多量に生成するため、靭性、衝撃特性が低下する。したがって、Ｂ含有量の上限は０．００８％以下とすることが好ましく、０．００６％以下とすることがより好ましい。
【００５８】
Ｍｏ：１％以下（但し０％を含まない）
Ｍｏは、鋼材の靭性を向上させるのに有効な元素である。そこで、必要に応じて、Ｍｏ：１％以下（但し０％を含まない）を添加する。一方、Ｍｏの含有量が過剰になると、母材の硬度が必要以上に高くなって靭性、衝撃特性が劣化するので、１％以下に限って、好ましくは０．８％以下、より好ましくは０．５％以下添加する。なお、Ｍｏによる前記効果を有効に発揮させるためには、０．０４％以上の添加が好ましく、より好ましくは０．０６％以上、更に好ましくは０．０８％以上添加する。
【００５９】
Ｃｕ、Ｎｉの１種又は２種
Ｃｕ、Ｎｉはいずれも鋼材をひずみ時効させ、母材や接合部分の強度を向上させるのに有効である。そこで、必要に応じて、Ｃｕ：１％以下（但し０％を含まない）、Ｎｉ：１％以下（但し０％を含まない）の１種又は２種を添加する。一方、Ｃｕ、Ｎｉの含有量が過剰になると熱間延性が劣化するので、各々１％以下に限って、好ましくは各々０．８％以下、より好ましくは各々０．６％以下添加する。なお、Ｃｕ、Ｎｉによる前記効果を有効に発揮させるためには、０．１％以上の添加が好ましく、より好ましくは各々０．２％以上、更に好ましくは各々０．３％以上添加する。
【００６０】
Ｃａ、ＲＥＭ、Ｌｉ、Ｍｇの１種又は２種以上
Ｃａ、ＲＥＭ、Ｌｉ、Ｍｇは、共通して、ＭｎＳ等の硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼材の変形能を高めると共に、被削性向上に寄与する元素である。そこで、必要に応じて、Ｃａ：０．０２％以下（但し０％を含まない）、ＲＥＭ：０．０２％以下（但し０％を含まない）、Ｌｉ：０．０２％以下（但し０％を含まない）、Ｍｇ：０．０２％以下（但し０％を含まない）の１種又は２種以上を添加する。
【００６１】
前記効果を有効に発揮させるためには、Ｃａ、ＲＥＭは０．０００５％以上の添加が好ましく、より好ましくは各々０．００１％以上、更に好ましくは各々０．００１５％以上添加する。同じく、Ｌｉ、Ｍｇは０．０００１％以上の添加が好ましく、より好ましくは各々０．０００２％以上、更に好ましくは各々０．０００３％以上添加する。一方、これらを過剰に添加してもその効果が飽和し、添加量に見合う効果が期待できず経済的に不利である。そのため、Ｃａ、ＲＥＭは各々０．０２％以下の添加が好ましく、より好ましくは各々０．０１％以下、更に好ましくは各々０．００５％以下添加する。同じく、Ｌｉ、Ｍｇは各々０．０２％以下の添加が好ましく、より好ましくは各々０．００２５％以下、更に好ましくは各々０．００１％以下添加する。
【００６２】
鋼材組織：
本発明機械構造用鋼材の摩擦圧接に適した組織について以下の通り説明する。図１（ａ）に本発明鋼材の４００倍の光学顕微鏡により観察された組織（図面代用写真）を示す。また、図２（ａ）に、従来の（通常の）機械構造用鋼材の同じく４００倍の光学顕微鏡により観察された組織（図面代用写真）を示す。
また、これら図１（ａ）、図２（ａ）の鋼材の摩擦圧接後の組織を、段落００９１に記載の通り、４００倍の光学顕微鏡により観察された組織（図面代用写真）として、図１（ｂ）、図２（ｂ）として各々示す。ちなみに、摩擦圧接前の組織である図１（ａ）、図２（ａ）と、摩擦圧接後の組織である図１（ｂ）、図２（ｂ）とは、前記した通り、同じ倍率の光学顕微鏡による観察結果であるが、これら各図のように、摩擦圧接によって、その組織の様子（様相）が大きく変わっている。
【００６３】
図１は後述する実施例表１、４の発明例鋼種１Ｇの組織を示し、鋼材組成が適正で、固溶Ｖ量を適量含み、固溶Ｎ量を規制した組織である。図１（ａ）が接合前の鋼材（表１）で、図１（ｂ）が摩擦圧接後の鋼材（表４）である。これに対して、図２は後述する実施例表２，５の比較例鋼種２Ｘの組織を示し、鋼材のＶ含有量が少なすぎるために、固溶Ｖ量が少なすぎた組織である。図２（ａ）が接合前の鋼材（表２）で、図２（ｂ）が摩擦圧接後の鋼材（表５）である。
【００６４】
図１（ａ）に示す本発明機械構造用鋼材の組織は、摩擦圧接に適した組織とするために、フェライト粒とパーライト粒との平均面積比であるフェライト粒平均面積／パーライト粒平均面積が０．０５以上、０．５以下であるフェライト粒とパーライト粒との混相からなる。図１（ａ）に示すように、本発明鋼材の組織は白っぽく見えるフェライト粒と、黒っぽく見えるパーライト粒との微細な混相からなるが、パーライト粒の方がフェライト粒よりも数倍以上大きい。このように、フェライト粒の方がパーライト粒よりも数倍以上大きくなれば、必然的にパーライト粒の平均面積の方がフェライト粒の平均面積よりも大きくなる。また、本発明鋼材のフェライト組織はパーライト粒の周りに複雑な形状を有している。したがって、本発明鋼材の組織はパーライト粒の方がフェライト粒よりも数倍以上大きく、大きなパーライト粒の周りに小さなフェライト粒が配置されたような、新規なフェライト粒とパーライト粒との微細な混相組織であると言うことができる。
【００６５】
このような微細な混相組織であるため、表１、４の発明例鋼種１Ｇは、図１（ｂ）の通り、また後述する表４の通り、摩擦圧接後の鋼材の、摩擦圧接によって形成された接合部界面から１ｍｍの深さ範囲における、フェライト粒の平均粒径が５μｍ以下の微細な組織となっている。
【００６６】
一方、図２（ａ）に示す実施例表２、５の比較例鋼種２Ｘ（従来の機械構造用鋼材）の組織は、本発明鋼材の組織と同じく白っぽく見えるフェライト粒と、黒っぽく見えるパーライト粒との混相からなるが、フェライト粒はパーライト粒とほぼ同じ大きさである。しかも、フェライト粒とパーライト粒とは似たような単純な粒状の形状をして、互いに隣り合って並んでいる。このため、フェライト粒とパーライト粒との平均面積比であるフェライト粒平均面積／パーライト粒平均面積は０．０５以上、０．５以下を満足するものの、平均粒径が粗大である。
【００６７】
このため、実施例表２、５の比較例鋼種２Ｘは、図２（ｂ）の通り、また後述する表５の通り、摩擦圧接後の鋼材の、摩擦圧接によって形成された接合部界面から１ｍｍの深さ範囲における、フェライト粒の平均粒径が５μｍ以下とはならずに全面がマルテンサイト化している。この結果、比較例鋼種２Ｘは、後述する表５の通り、自動車のエンジン部品などに要求される衝撃特性、曲げ疲労特性が、発明例に比して著しく劣っている。
【００６８】
フェライト粒平均面積／パーライト粒平均面積：
通常、摩擦圧接による接合部の組織は、急速加熱と急速冷却によって、主にマルテンサイト相で構成される。従来の機械構造用鋼材のように、フェライト粒とパーライト粒の面積比が１に近い場合、接合部が摩擦圧接によって、オーステナイト温度に加熱され、パーライトがオーステナイト化し、それらが凝集するので、組織が粗大化しやすい。そして、その後の冷却によってマルテンサイト相となった場合には、接合部の強度が増加し過ぎ、脆化が促進されるため、割れが発生しやすくなる。このため、摩擦接合部品としての疲労強度、衝撃強度などの特性が低下して、機械構造部品としての信頼性が無くなる。
【００６９】
これに対して、本発明では、フェライト粒／パーライト粒の平均面積比（フェライト粒平均面積／パーライト粒平均面積）を０．５以下、好ましくは０．４以下とし、パーライト粒に比較して、フェライト粒の方を著しく小さくする。これによって、接合部が摩擦圧接によって、塑性流動が生じたとき、微細なフェライト粒がオーステナイトの粗大化を阻害し、その後の冷却中の動的再結晶によって、オーステナイト粒が微細化し、最終的には微細なフェライトとパーライトの混相組織となる。微細混相組織は、靭性を向上させるのに有効であり、且つ、接合部の強度増加を抑制することができるため、衝撃特性、疲労特性を向上させることができる。
【００７０】
このような衝撃特性、疲労特性などの特性を保障する、摩擦圧接部品（複合鋼材）における接合部の、微細混相組織の目安としては、摩擦圧接によって形成された接合部界面から１ｍｍの深さ範囲における、フェライト粒の平均粒径が５μｍ以下とする。これによって、パーライトの平均粒径、ひいてはフェライトとパーライトの混相も合わせて微細化される。これを超えて、フェライト粒の平均粒径が粗大化した場合、接合部の衝撃特性、疲労特性などの特性を保障できなくなる可能性が生じる。
【００７１】
このような微細混相組織からなる接合部分を得るために、本発明では、フェライト粒平均面積／パーライト粒平均面積が０．５以下とする。ただし、平均面積比が１に近づくにつれ（フェライトとパーライトの大きさが近づく）と、フェライトによる粗大化抑制効果が失われるため、最大でも０．５とする必要がある。一方、このフェライト／パーライトの平均面積比が０．０５を下回るとフェライトの粗大化抑制効果が機能しなくなるため、下限は好ましくは０．０６以上、より好ましくは０．０７以上とする一方、このフェライト／パーライトの上限は好ましくは０．４５以下、より好ましくは０．４０以下とする。
【００７２】
本発明鋼材でも、少量であればベイナイトなどのその他の組織を含んでいても良いが、必要な総合特性を得るためには、フェライト−パーライトの合計の面積率（分率）が、ベイナイトなどの他の組織を含めた全組織に対して９０％以上、好ましくは９５％以上、より好ましくは９７％以上とする（前記光学顕微鏡観察で測定される組織中の面積割合）。なお、組織全体のフェライトとパーライトの面積率は、主にはＣ量によって決定される。フェライト粒とパーライト粒との混相からなる組織において、必要な総合特性を得るためには、フェライトの面積率の範囲は３０〜８０％、パーライトの面積率の範囲は１０〜６０％とし、フェライト粒とパーライト粒とすることが好ましい。
【００７３】
本発明鋼材の製造方法：
上記した本発明組織を形成するためには、以下の条件が必要である。まず、機械構造用鋼材自体は、通常の前記自動車部品用の機械構造用鋼材の製造工程で製造できる。即ち、鋳造された鋼片を熱間圧延あるいは熱間鍛造によって線棒材などの鋼材に加工される。但し、上記した特定の成分組成の機械構造用鋼材の温度履歴としては、熱間圧延あるいは熱間鍛造の温度を１０００℃以上、その後、その温度で５〜６０分保持し、以下、５００℃までの冷却速度を０．２〜１．５℃／ｓとする必要がある。
【００７４】
なお、機械構造用鋼材自体は、通常の前記自動車部品用の機械構造用鋼材の製造工程で製造できる。即ち、鋳造された鋼片を熱間圧延あるいは熱間鍛造によって線棒材などの鋼材に加工される。本発明鋼材は、熱間圧延上がり、あるいは熱間鍛造上がりの鋼材（熱間加工まま材）あるいは更に冷間鍛造などによって部品形状に形成された鋼材、更に精密な切削・仕上げ加工によって機械構造部品とされた鋼材であっても良い。
【００７５】
熱間圧延あるいは熱間鍛造：
熱間圧延あるいは熱間鍛造の工程では、１０００℃以上で圧延、鍛造した後、５〜６０分保持する。本発明では、有害となる固溶Ｎを完全に固定するため、まず、１０００℃以上に加熱して、この温度で圧延あるいは鍛造し、ＶＮ、ＡｌＮを分解する必要がある。また、この圧延あるいは鍛造の後、５〜６０分保持することでＶＮ、ＡｌＮを再度均一に析出させることができ、固溶Ｎを完全に固定することができる。
【００７６】
圧延あるいは鍛造温度が１０００℃未満に低くなっては、そのような効果が得られないため、好ましくは１０２５℃以上、更に好ましくは１０５０℃以上とする。一方、ＶＮ、ＡｌＮを分解するという観点では、圧延あるいは鍛造温度は高ければ高いほど好ましいが、１２５０℃を超えると、ビレットの端部が熱によってだれる問題が生じ始めるため、上限は１２５０℃程度とする。
【００７７】
この圧延あるいは鍛造の後の保持時間が５分以下と短くなると、ＶＮ、ＡｌＮによる固溶Ｎの固定が不十分となるので、好ましくは８分以上、更に好ましくは１０分以上とする。因みに保持時間が６０分を超えても特に問題は無いが、製造工程の無駄になるため、上限を６０分とした。また、この保持（熱処理）によって、固溶Ｖを、固溶［Ｖ］＝［Ｖ］−３．６［Ｎ］（［Ｖ］はＶ含有量、［Ｎ］はＮ含有量）で計算される固溶Ｖの量で０．０１％以上確保することができる。
【００７８】
なお、通常、この種の鋼材を製造するにあたっては、熱間圧延後に本件のように高い温度のままで保持するようなことは行わない。すなわち、圧延の生産効率上からも、熱間圧延後は直ちに冷却されるのが一般的であり、上記保持時間でいえば１分以内程度の短時間である。
【００７９】
５００℃までの冷却速度：０．２〜１．５℃／ｓ
圧延あるいは鍛造された鋼材は、摩擦圧接後に接合部分を微細化させるために、フェライト・パーライトの混相組織としておく必要がある。このため、前記保持が完了した鋼材は、５００℃までの冷却速度が０．２〜１．５℃／ｓの範囲で冷却する。注意すべきは、５００℃までの平均冷却速度が速すぎるとベイナイトが生成し始めるため、接合部分の微細化効果が得られなくなる。このため、５００℃までの冷却速度は、好ましくは、１．４℃／ｓ以下、より好ましくは１．３℃／ｓ以下とする。一方で、冷却速度が０．２℃／ｓよりも遅くなると、初析フェライトが成長しやすくフェライトを微細化することができないので、好ましくは０．３℃／ｓ、より好ましくは０．４℃／ｓ以上とする。
【００８０】
摩擦圧接、複合材化：
本発明が対象とする摩擦圧接による複合材は、市販の摩擦圧接機により摩擦圧接が可能であれば、目的とする前記機械構造部品に応じて、本発明の鋼材に対して、種々の鋼種の相手鋼材が選択できる。また、本発明の鋼材形状や複合材形状も、目的とする前記機械構造部品に応じて種々の形状が選択できる。例えば、本発明の鋼材同士を摩擦圧接しても良く、また、相手材をＳ４５ＣやＳＣｒ４２０Ｈなどの機械構造用炭素鋼、合金鋼、Ｖ添加鋼、Ｂ添加鋼などとして、切削性や強度などの種々の特性を基準に選択して組み合わせても良い。また、形状も、摩擦圧接する鋼材同士の形状が異なっていても、同じあるいは類似であっても勿論良く、棒材同士の組み合わせ、頭部（円形材、角形材、傘状材、リング状材など）と軸となる棒材との組み合わせなど、自由に複合材形状が選択できる。
【００８１】
これら摩擦圧接による複合材は、主として、摩擦圧接ままで使用されるが、接合される鋼材が合金鋼の場合は、浸炭、窒化、浸炭窒化などの表面硬化処理を施され、次いで、合金鋼側だけが焼戻し処理されて、機械構造部品とされることも許容される。なお、機械構造部品としての用途に応じて、公知の防錆処理や防錆被覆などの適当な表面処理が施されても良い。
【００８２】
以下、実施例を挙げて、本発明をより具体的に説明するが、本発明はかかる実施例によって限定的に解釈されるものではない。
【実施例】
【００８３】
表１〜３に示す種々の成分組成の鋼材を、表４〜７に示す通り、熱間圧延あるいは熱間鍛造の温度、保持時間、５００℃までの冷却速度などを制御し、固溶Ｖ量とフェライト粒とパーライト粒との平均面積比などを作り分けて製造した。そして、機械構造部品を模擬して、これら鋼材を、これら鋼材同士および相手材をＳ４５Ｃ、ＳＣｒ４２０Ｈの鋼材として、各々摩擦圧接して複合材とした。
【００８４】
製造した素材鋼材の、固溶Ｖ量を表１に、また、固溶Ｎ量や、フェライト粒とパーライト粒との平均面積比などを表４〜７に示す。また、摩擦圧接後の鋼材部分のフェライト粒径や、複合鋼材（摩擦圧接部品）の衝撃特性、回転曲げ疲労特性の測定、評価をなどを、各々表４〜７に示す。ここで、表１は表４、５に、表２は表６に、表３は表７に各々対応して（続いて）いる。
【００８５】
鋼材の製造条件：
表１、２と表４、５、６の鋼材は、熱間圧延により、下記の製造条件によって、丸棒として製造した。
溶解・鋳造：供試鋼１５０ｋｇを真空誘導炉で溶解し、上面：φ２４５ｍｍ×下面：φ２１０ｍｍ×長さ：４８０ｍｍのインゴットに鋳造した。
ビレット鍛造：このインゴットを１２００℃に加熱して、ビレット（１５５ｍｍ角）に熱間鍛造し、冷却した。
切断、溶接：この鍛造ビレットの端部を切断し、ダミービレット（１５５ｍｍ角×９〜１０ｍ長さ）を溶接した。
熱間圧延：このダミービレット溶接後のビレットを９５０〜１２５０℃に加熱後、Φ８０ｍｍの丸棒に圧延し、その温度で１〜５０分保持後、０．０５〜１２℃／ｓで冷却した。
【００８６】
一方、表３、７の鋼材は、熱間鍛造により、下記の製造条件によって丸棒として製造した。溶解・鋳造、ビレットの熱間鍛造およびダミービレット溶接までは、上記熱間圧延材と同じと同じ条件で製造し、ビレットを１０５０℃加熱後、Φ８０ｍｍの丸棒に熱間鍛造し、その温度で１０分保持後、０．６℃／ｓで冷却した。
【００８７】
固溶Ｎ量の測定：
本発明における「固溶Ｎ量」の値は、JIS G 1228に準拠し、鋼中の全N量から全N化合物を差し引くことで鋼中の固溶N量を算出した。
(a)鋼中の全Ｎ量は、不活性ガス融解法−熱伝導度法を用いる。供試鋼素材からサンプルを切り出し、サンプルをるつぼに入れ、不活性ガス気流中で融解してNを抽出し、熱伝導度セルに搬送して熱伝導度の変化を測定した。
(Ｂ)鋼中の全Ｎ化合物量は、アンモニア蒸留分離インドフェノール青吸光光度法を用いる。供試鋼素材からサンプルを切り出し、１０％ＡＡ系電解液（鋼表面に不働態皮膜を生成させない非水溶媒系の電解液であり、具体的には１０％アセチルアセトン、１０％塩化テトラメチルアンモニウム、残部：メタノール）中で、定電流電解を行なう。約０.５ｇサンプルを溶解させ、不溶解残渣（Ｎ化合物）を穴サイズが０.１μｍのポリカーボネート製のフィルタでろ過する。不溶解残渣を硫酸、硫酸カリウム及び純Ｃｕチップ中で加熱して分解し、ろ液に合わせる。この溶液を水酸化ナトリウムでアルカリ性にした後、水蒸気蒸留を行い、留出したアンモニアを希硫酸に吸収させる。フェノール、次亜塩素酸ナトリウム及びペンタシアノニトロシル鉄（III）酸ナトリウムを加えて青色錯体を生成させ、光度計を用いて、その吸光度を測定した。
上記の方法によって求めた鋼中の全Ｎ量から、全Ｎ化合物量を差し引くことで鋼中の固溶Ｎ量を算出した。
【００８８】
フェライトとパーライトとの平均面積比の測定方法：
前記製造後の各丸棒を長手方向の中心で切断し、切断面（長手方向に対して９０°方向の径方向断面）を樹脂に埋め込み、エメリー紙、ダイヤモンドバフで試料表面を鏡面研磨後、表面をナイタールでエッチングした。これを光学顕微鏡を用い、Ｄ／４位置を倍率４００倍で観察し、５箇所写真撮影した。この撮影写真を、Image Pro Plusを用い、画像を２値化し、フェライト粒（相）を白色、パーライト粒（相）を黒色とした。前記図１（ａ）、図２（ａ）はこの一例を示している。
【００８９】
そして、これら画像の各粒（相）のそれぞれの最大直径から、各視野におけるフェライトとパーライトの平均結晶粒径を求め、この平均結晶粒径から、フェライト粒とパーライト粒との各平均面積を求めた。そして、フェライト粒とパーライト粒との平均面積比、フェライト粒平均面積／パーライト粒平均面積を算出し、これら５視野の平均値をフェライト／パーライトの平均面積比とした。なお、ここで、発明例、比較例を問わず、本実施例における全ての例の組織は、前記図１（ａ）、図２（ａ）に示した、フェライト粒とパーライト粒とのみの混相からなるものであった。
【００９０】
摩擦圧接試験：
前記熱処理後の各丸棒の長手方向に沿って、Ｄ／４位置からφ２０ｍｍ×１００ｍｍＬの棒材（試験片）を切出した。自動摩擦圧接機として日東制機（株）製の製品名ＦＦ−４５１１−Ｃを用い、ブレーキ法によって摩擦圧接した。即ち、前記切出した棒材同士、および前記切出した棒材の相手材をＳ３５Ｃ、熱間鍛造非調質鋼として、各々長手方向に端部同士を突き合わせた丸棒複合鋼材（鋼部品）として、各々摩擦圧接した。摩擦圧接は、各例とも共通して以下の条件に従って行った。
【００９１】
摩擦圧接条件：
摩擦圧力：８０ＭＰａ、摩擦時間：７sec、
アップセット圧力（接合部への丸棒両端部からの加圧力）：１６０ＭＰａ、
アップセット時間（接合部への加圧時間）：７sec、
回転数：１６００ｒｐｍ、
全寄りしろ：５〜１２ｍｍ（当初の丸棒長さからの縮み量）
【００９２】
摩擦圧接後の組織評価：
フェライト相の同定、大きさの評価は以下のように行なった。摩擦圧接後のサンプルを接合面（圧接面）の水平方向中心で切断し、冷間樹脂に埋め込み、エメリー紙、ダイヤモンドバフ、電解研磨で試料表面を鏡面研磨した。そして、この試料表面が、組織を観察、測定される表面として、摩擦圧接によって接合された接合部界面から１ｍｍまでの深さの範囲内となるようにした。この試料表面を４００倍の倍率の光学顕微鏡で観察・画像撮影した。そして、更に、結晶方位解析装置（EBSP）を用い、この光学顕微鏡による画像を解析して、ＢＣＣをフェライトとし、円相当直径をフェライト粒の直径として測定した。
【００９３】
衝撃特性評価：
Φ２０ｍｍ×約２００ｍｍＬの前記摩擦接合品（丸棒複合鋼材）の中央位置から、接合部分がノッチ底となるように、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に準拠し、１辺が１０ｍｍの正方形断面×５５ｍｍＬのシャルピー試験片を作製した。なお、ノッチ形状は、Ｕノッチとし、ノッチ半径１ｍｍ、ノッチ深さ２ｍｍとした。  次いで、シャルピー衝撃試験機にて、試験片の衝撃特性評価を行った。試験条件は、室温、負荷速度５ｍ／ｓの条件で、５回行い、シャルピー衝撃値（吸収エネルギー）を測定した。そして、全ての接合部品で、吸収エネルギーが３０Ｊ（ジュール）以上となる複合鋼材を合格とした。表４から７に記載したシャルピー値は、全てこの吸収エネルギーの値（単位：Ｊ）を示す。
【００９４】
疲労特性評価
Φ２０ｍｍ×約２００ｍｍＬの前記摩擦接合品（丸棒複合鋼材）の中央位置から、ＪＩＳ  Ｚ  ２２７４に準拠し、標点間直径がφ６ｍｍの１号試験片を作製した。
次いで、回転曲げ疲労試験機にて、試験片の回転曲げ疲労特性評価を行った。試験条件は、周波数２０Ｈｚで負荷応力７００ＭＰａから２００ＭＰａの間で変化させ、１０７回寿命に相当する応力（ＭＰａ）を求め、これを疲労強度の指標とした。本実施例では、全ての接合部品で、疲労限応力が３００ＭＰａ以上となる複合鋼材を合格とした。表４から７に記載した１０７回寿命は、全て、この疲労限応力（単位：ＭＰａ）を示す。
【００９５】
表１と対応する表４、５の圧延材の一部（鋼種１Ｆ−１、５、９、１２、１３を除く）と、表２と対応する表６の圧延材鋼種２Ａ〜２Ｋ、表３と対応する表７の鍛造材鋼種全ては、発明例である。これらの発明例は、固溶Ｖを含む鋼成分組成や、フェライト粒とパーライト粒との平均面積比を含む組織が、本発明条件を満足する。この結果、前記摩擦圧接された複合材として、自動車のエンジン部品などに要求される衝撃特性、曲げ疲労特性が優れている。
【００９６】
これに対して、表１と対応する表４の圧延材の一部、鋼種１Ｆ−１、１Ｆ−５、１Ｆ−９、１Ｆ−１２、１Ｆ−１３、および表２と対応する表６の圧延材鋼種２Ｌ〜２Ｚは比較例であり、自動車のエンジン部品などに要求される衝撃特性、曲げ疲労特性が、発明例に比して著しく劣っている。
【００９７】
表４の圧延材の比較例鋼種１Ｆ−１、１Ｆ−５、１Ｆ−９、１Ｆ−１２、１Ｆ−１３は、表１の通り、Ｖ量を含めて鋼成分組成は本発明条件を満足する。しかし、これらの鋼種は、他の発明例の鋼種１Ｆに比して、適正な固溶Ｎ量を得るための圧延条件（製造条件）が不適正であり、本発明の組織要件を満たさない。したがって、衝撃特性、曲げ疲労特性が、他の発明例の鋼種１Ｆに比して著しく劣っている。
鋼種１Ｆ−１は圧延温度が低すぎるため、固溶Ｎ量が上限値を外れている。
鋼種１Ｆ−５は圧延後の保持時間が短かすぎるため、固溶Ｎ量が上限値を外れている。
鋼種１Ｆ−９は保持後の冷却速度が遅すぎるため、摩擦圧接後の粒径が粗大化している。
鋼種１Ｆ−１２、１Ｆ−１３は保持後の冷却速度が速すぎるため、フェライト粒とパーライト粒との分率が低すぎる。
【００９８】
表２の通り、比較例鋼種２Ｌ〜２Ｚまでの鋼種は、主要な元素の含有量や、固溶Ｖ量、固溶Ｎ量などが、本発明で規定する範囲（上下限値）を外れている。この結果、これら比較例は、前記摩擦圧接された複合材として、自動車のエンジン部品などに要求される衝撃特性、曲げ疲労特性が、表６の通り、発明例に比して著しく劣っている。
【００９９】
このうち、鋼種２Ｘ、２Ｙ、２Ｚは、圧延条件（製造条件）は適正であるものの、元々のＶ量や固溶Ｖ量が本発明で規定する上限値を外れて多すぎる。
鋼種２Ｙは鋼材の元々のＶ量が多すぎ、前記摩擦圧接された複合材として、自動車のエンジン部品などに要求される靭性や衝撃特性などが低い。
鋼種２Ｘも鋼材の元々のＶ量が少なすぎ、固溶Ｖ量が少なすぎる。このため、フェライト／パーライトの比が１に近く、マルテンサイトになってしまい、前記靭性や衝撃特性などが低い。
鋼種２Ｚも鋼材の固溶Ｖ量が判定式を満たさず多すぎる。このため、やはり、フェライト／パーライトの比が１に近く、マルテンサイトになってしまい、前記靭性や衝撃特性などが低い。
【０１００】
更に、鋼種２Ｌ〜２Ｚまでの鋼種は主要な元素の含有量が、本発明で規定する範囲（上下限値）を外れている。
鋼種２Ｌ、２ＭはＣ含有量が上下限を各々外れている。
鋼種２Ｎ、２ＯはＳi含有量が上下限を各々外れている。
鋼種２Ｐ、２ＱはＭｎ含有量が上下限を各々外れている。
鋼種２ＲはＰ含有量が上限を外れている。
鋼種２ＳはＳ含有量が上限を外れている。
鋼種２ＴはＣｒ含有量が上限を外れている。
鋼種２Ｕ、２ＶはＡｌ含有量が上下限を各々外れている。
鋼種２ＷはＮ含有量が上限を外れている。
【０１０１】
したがって、以上の実施例の結果から、本発明における鋼材の成分組成や組織、製法の、前記摩擦圧接された複合材として要求される衝撃特性、曲げ疲労特性を得るための臨界的な意義乃至効果が裏付けられる。
【０１０２】
【表１】
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【０１０３】
【表２】
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【０１０４】
【表３】
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【０１０５】
【表４】
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【０１０６】
【表５】
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【０１０７】
【表６】
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【０１０８】
【表７】
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【産業上の利用可能性】
【０１０９】
本発明によれば、疲労強度、衝撃強度などの部品特性を向上させた、摩擦圧接に適した機械構造用の鋼材および摩擦圧接部品を提供できる。このため、自動車のエンジン、変速機、差動機などに用いられるピストンピンなどのエンジン部品、歯車、シャフト、コンロッドなどの、摩擦圧接された機械構造部品として、好適に用いることができる。
【図１】
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【図２】
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